CN106834954A - 超高强度弹簧钢 - Google Patents

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Abstract

一种超高强度弹簧钢，用于在车辆发动机中作为气门弹簧钢使用，包括：按重量计的0.5％至0.7％的C，按重量计的1.2％至1.5％的Si，按重量计的0.6％至1.2％的Mn，按重量计的0.6％至1.2％的Cr，按重量计的0.1％至0.5％的Mo，按重量计的0.05％至0.8％的Ni，按重量计的0.05％至0.5％的V，按重量计的0.05％至0.5％的Nb，按重量计的0.05％至0.3％的Ti，按重量计的0.3％或更少的Cu(但不是0％)，按重量计的0.0001％至0.3％的Al，按重量计的0.03％或更少的N(但不是0％)，按重量计的0.0001％至0.003％的O，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，基于超高强度弹簧钢的重量为100％。

Description

超高强度弹簧钢
技术领域
本公开涉及一种超高强度弹簧钢(ultra-high-strength spring steel)，并且更具体地，涉及一种用作发动机气门弹簧(engine valve spring)的具有增强抗拉强度(tensile strength)和增强疲劳寿命的超高强度弹簧钢。
背景技术
相当大的注意力指向于增加车辆燃料效率。为此目标，减小车辆重量或通过减小摩擦使产生的功率损失的最小化是重要的。另外，经由发动机本身的燃烧的控制而增加动力特性以使得输出效率最大化也是重要的。进一步地，已经试图通过减小在发动机缸盖部分中执行动态性能(dynamicbehaviors)的构件的重量通过减小动力负载来增加燃料效率。
如在执行动力性能的构件中的发动机气门弹簧直接控制动态负载，当发动机气门弹簧的重量减少时，可观察到很高的燃料效率增加作用。一般使用具有大约1900MPa的抗拉强度的CrSi钢和具有大约2100MPa的抗拉强度的CrSiV钢作为常规的气门弹簧材料。已经试图通过将合金元素添加至传统的CrSiV钢来开发具有大约2100MPa或更高的抗拉强度的高强度弹簧钢。
提供上述公开的背景技术以有助于本公开的理解，并且上述背景技术不应该被认为是本领域中普通技术人员已知的常规的技术。
发明内容
根据上述问题来提供本公开，并且本公开的目标是通过使Mo、Ni、V、Nb以及Ti的含量最优化并且通过增强疲劳寿命的夹杂物的控制而提供相对于现有弹簧钢而具有优良的疲劳强度的超高强度弹簧钢。
根据本公开的一方面，以上及其他目标能通过提供一种超高强度弹簧钢而实现，该超高强度弹簧钢在车辆发动机中作为气门弹簧钢而使用，包括：按重量计的0.5至0.7％的C，按重量计的1.2至1.5％的Si，按重量计的0.6至1.2％的Mn，按重量计的0.6至1.2％的Cr，按重量计的0.1至0.5％的Mo，按重量计的0.05至0.8％的Ni，按重量计的0.05至0.5％的V，按重量计的0.05至0.5％的Nb，按重量计的0.05至0.3％的Ti，按重量计的0.3％或更少(但不是0％)的Cu，按重量计的0.0001至0.3％的Al，按重量计的0.03％或更少(但不是0％)的N，按重量计的0.0001至0.003％的O，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，基于超高强度弹簧钢的重量为100％。
所述的弹簧钢可具有2300MPa或更大的抗拉强度。
所述的弹簧钢可具有1100MPa或更大的疲劳强度。
所述的弹簧钢可具有2800MPa或更大的屈服强度。
所述的弹簧钢可具有710HV或更大的硬度。
存在于所述弹簧钢中的夹杂物的尺寸可为15μm或更小。
在所述夹杂物中，具有10至15μm的尺寸的夹杂物的份额可为10％或更少，并且具有小于10μm的尺寸的夹杂物的份额可为90％或更多。
附图说明
结合附图，将从下面详细的说明中更加清楚地理解本发明的上述以及其他目标、特征和其他优点，附图中：
图1是表示实例与对比实例的成分的表；
图2是表示实例与对比实例的特性和性能的表；
图3示出了表示根据本公开的具体实施方式的超高强度弹簧钢的温度用于相位变换(phase transformation)的计算结果的曲线图；以及
图4示出表示根据本公开的具体实施方式的超高强度弹簧钢的渗碳体组织(cementite tissue)中的温度用于相位变换的计算结果的曲线图。
具体实施方式
现在将详细参考本公开的优选实施方式，具体实施方式的实例在附图中示出。在所有的地方，贯穿附图使用的相同的参考数字表示相同或类似的部件。
图3示出了表示根据本公开的具体实施方式的超高强度弹簧钢的温度用于相位变换的计算结果的曲线图，并且图4示出了表示根据本公开的具体实施方式的超高强度弹簧钢的渗碳体组织中的温度用于相位变换的计算结果的曲线图。
根据本公开的超高强度弹簧钢可以是在车辆发动机中使用的气门弹簧钢。此外，超高强度弹簧钢可以是根据最优化的主要合金成分而具有增强的抗拉强度、疲劳强度等的弹簧钢。具体地，超高强度弹簧钢可包括按重量计的0.5至0.7％的C，按重量计的1.2至1.5％的Si，按重量计的0.6至1.2％的Mn，按重量计的0.6至1.2％的Cr，按重量计的0.1至0.5％的Mo，按重量计的0.05至0.8％的Ni，按重量计的0.05至0.5％的V，按重量计的0.05至0.5％的Nb，按重量计的0.05至0.3％的Ti，按重量计的0.3％或更少(但不是0)的Cu，按重量计的0.0001至0.3％的Al，按重量计的0.03％或更少(但不是0)的N，按重量计的0.0001至0.003％的O，余量的Fe和其他不可避免的杂质，基于超高强度弹簧钢的重量为100％。
在本公开中，因为以下原因限制合金成分及其组份范围。在下文中，除非明确的指出不同，否则“％”表示组份范围的单位“重量％”。
碳(C)的含量优选为0.5至0.7％。在钢中碳含量的增加提供了强度成比例的增加。当碳的含量少于0.5％时，由于热处理期间可淬性(hardenability，淬硬性)的缺乏，强度增加是微小的。当碳的含量大于0.7％时，在淬硬(hardening)期间形成马氏体组织(martensite tissue)，并且减少疲劳强度和韧性(toughness)。在该范围内，可确保高强度和延展性。
硅(Si)的含量优选为1.2％至1.5％。硅增加了延性(elongation)、耐热性以及可淬性，并且通过抑制形态变化提高了永久可定形性(形状保持)。此外，硅使铁素体(ferrite)和马氏体组织变硬，并且当包括在铁素体时增加了强度以及对回火(tempering)和退火(softening)的耐性。当硅(Si)的含量少于1.2％时，对回火和退火的耐性很低。当硅(Si)的含量大于1.5％时，耐热性增加，但是材料变得对脱碳(decarbonization)敏感，并且脱碳发生在热处理期间。
锰(Mn)的含量优选为0.6％至1.2％。当锰(Mn)作为提高可淬性和强度的元素用于基材(matrix)中时，提高了弯曲疲劳强度并且增加了可淬性。此外，锰(Mn)作为产生氧化物的还原剂抑制夹杂物(inclusions，诸如Al2O3)的形成。当锰(Mn)的含量少于0.6％时，将难以确保可淬性。当锰(Mn)的含量大于1.2％，韧性会减小。
铬(Cr)的含量优选为0.6至1.2％。用于保证韧性的铬在回火期间可形成沉淀(precipitate)，提高可淬性，通过抑制退火而增加强度，并且有助于晶粒的提纯和韧性增加。当铬(Cr)的含量为0.6％或更多时，则显示出优良的回火和退火特性、脱碳性、可淬性以及耐腐蚀性。当(Cr)的含量大于1.2％，则生成了过多的晶间碳化物(intergranular carbide)并且可导致强度降低和脆性。
钼(Mo)的含量优选为0.1至0.5％。与Cr相似，钼形成微小的碳化物沉淀，提高了强度和断裂韧性(fracture toughness)。具体的，具有1至5nm尺寸的TiMoC均匀地形成以提高耐回火性并且确保耐热性和高强度。当钼(Mo)的含量少于0.1％时，则不可能产生碳化物并且不能充分地确保强度。当钼(Mo)的含量大于0.5％时，则沉淀和强度增加作用是饱和的，并且考虑成本方面使得增加含量是不必要的。
镍(Ni)的含量优选为0.05至0.8％。作为有助于增加耐腐蚀性的元素的镍提高了耐热性、防止低温脆性以及增加了可淬性、尺寸一致性以及可定形性。当镍(Ni)的含量少于0.05％时，则耐腐蚀性和高温稳定性降低。当镍(Ni)的含量大于0.8％时，则可能发生热脆性(red brittleness)。
钒(V)的含量优选为0.05至0.5％。钒作为元素提高了组织提纯性、耐回火性、尺寸一致性以及可定形性，并且确保了耐热性和高强度，钒形成VC作为微小沉淀以增加断裂韧性。具体的，VC作为微小沉淀防止晶粒边界的运动。另外，在奥氏体化(austenitization)期间V溶解并作用，并且在回火期间沉淀，引起二次淬硬。当V的含量少于0.05％时，断裂韧性减少的防止作用可能降低。当钒(V)的含量大于0.5％时，沉淀的尺寸可能变粗糙，并且淬火(quenching)之后，硬度可能会降低。
铌(Nb)的含量优选为0.05至0.5％。铌提纯组织、通过硝化作用(nitrification)使表面变硬，并且提高了尺寸一致性以及可定形性。另外，通过NbC的形成可增加强度，而其他碳化物(诸如CrC，VC，TiC以及MoC)的生成率受到控制。当铌(Nb)的含量少于0.05％时，强度可能降低并且碳化物可能多相化(heterogenized)。当铌(Nb)的含量大于0.5％时，可能抑制其他碳化物的产生。
钛(Ti)的含量优选为0.05至0.3％。钛防止晶粒(诸如Nb和Al)的再结晶(recrystallization)并且抑制晶粒的生长。另外，钛形成纳米级碳化物(诸如TiC和TiMoC)，钛与氮反应，通过生成TiN而抑制晶粒生长，并且通过TiB2的形成而防止B与N的结合，使得BN的可淬性降低(hardenability decrease of BN)最小化。当钛(Ti)的含量少于0.05％时，则生成其他夹杂物(诸如Al2O3)并使得疲劳耐久性降低。当钛(Ti)的含量大于0.3％时，则可能干扰其他合金元素的功能并且可能增加生产成本。
铜(Cu)的含量优选为0.3％或更少(但不是0)。铜增加淬火特性或回火之后的强度，并且与Ni类似，铜增加了钢的耐腐蚀性。然而，当铜(Cu)的含量太高时，合金成本可能增加。因此，铜(Cu)的含量可限制为0.3％或更少。
铝(Al)的含量优选为0.0001至0.3％。铝与氮反应，通过AlN的形成而提纯奥氏体，并且增加了强度和冲击韧性。具体的，通过添加Nb、Ti以及Mo，可以降低作为高成本元素的用于提纯晶粒的钒的添加量和用于确保韧性的镍的添加量。当铝(Al)的含量少于0.0001％时，由于添加铝(Al)的效果可能没有达到预期。当铝(Al)的含量大于0.3％时，则会生成大的方形夹杂物(Al2O3)。这样大的方形夹杂物可能成为疲劳状态点(fatigue-stating points)，该疲劳状态点通过使钢弱化而降低耐久性。
氮(N)的含量优选为0.03％或更少(但不是0)。氮通过与Al和Ti反应形成AlN和TiN以显示晶粒提纯作用，并且通过形成TiN而使硼的可淬性最大化。然而，当氮(N)的含量太高时，通过与硼的反应，钢的可淬性可能变弱。因此，氮(N)的含量可优选限制为0.03％或更少。
氧(O)的含量优选为0.0001至0.003％。因为氧与Si或Al结合，形成硬的氧基非金属夹杂物并且导致疲劳寿命特性的降低，所以优选地保持氧(O)的含量尽可能地低。然而，考虑到钢制造技术的方面，很难保持氧(O)的含量少于0.0001％。因此，在本公开中，氧的最高限度含量是0.003％。
同时，除了前述成分，其余成分是铁(Fe)或其他不可避免的杂质。
在下文中，本公开将参考以下实例和对比实例更详细地描述本公开。
在商业弹簧钢生产条件下进行生产根据实例以及对比实例中的每一个实例的弹簧钢的试验。如在图1中所概括的每种成分的含量发生变化以生产锭钢(ingot steel)。由锭钢制成的线材通过连续的等温热处理、拉线、淬硬-回火以及在金属熔化槽(soldering bath，焊浴)中淬硬而制造成钢线。具体地，线材保持在940至960℃三至五分钟，然后在640至660时迅速冷却，接着冷却至18至22℃保持0.5至1.5分钟。执行这样的等温热处理以便有助于容易地执行随后的拉线过程。通过该热处理，在线材中产生高强度珠光体铸铁(perlite)。
经历等温热处理的线材通过多个拉线步骤被制造成具有期望直径的线材。在本公开中，执行拉线以使得线材具有3.3mm的直径。
将已拉线的线材再加热并保持在940至960℃三至五分钟。随后，迅速冷却至45至55℃保持0.5至1.5分钟以便回火。随后将线材在440至460℃时加热并在该温度保持2至4分钟。随后，线材在金属熔化槽中经历淬硬和回火以用于迅速冷却。通过淬硬和回火，线材中形成马氏体以确保强度。另外，通过金属熔化槽中的淬硬，线材的表面形成回火的马氏体以确保强度和韧性。
接下来，检查测试实例以确认根据实例和对比实例的弹簧钢的特性。
根据实例和对比实例的弹簧钢经历抗拉强度、屈服强度、硬度、疲劳强度、可塑性(moldability)以及疲劳寿命的测试，并且经历涉及夹杂物的规定(regulation)的测试。在图2中概括了测试结果。
在此，根据KS B 0802，使用具有3.3mm的线直径的样本，借助于20吨检测器测量屈服强度和抗拉强度。根据KS B 0801，借助于微型维氏硬度计(micro-Vickers hardness tester)在300gf负载下测量硬度。根据KSB ISO 1143，通过旋转弯曲疲劳试验测量样本的疲劳强度和疲劳寿命。为了测量可塑性，制造了具有6.5mm的直径/线直径和具有8圈数的气门弹簧，并且在制造10000个气门弹簧时没有发生破坏，则确定可塑性为正常的。
为执行关于夹杂物的规定的测试，每个样本均被平行地轧制，随后沿着中心线被切削并被收集。使用关于60mm2的面积的最大t值法(Max.tmethod)测量存在于待测量的表面中的硼基(B-based)夹杂物和碳基(C-based)夹杂物的最大值。在此，显微镜的放大倍率是400至500倍，当不存在具有大于15μm尺寸的夹杂物、具有10至15μm的尺寸的夹杂物的含量为10％或更少、并且具有10μm的尺寸的夹杂物含量为90％或更多时，夹杂物确定为正常。在此，颗粒夹杂物和形成处理方向中的基团(group)的硼基(B-based)夹杂物不连续地凝聚并排列成行。例如，硼基(B-based)夹杂物可为铝(Al2O3)基夹杂物，而碳基(C-based)夹杂物可为硅(SiO2)基夹杂物，所述硅基夹杂物不能粘性地变形和不规则地分布。
如在图2中所示的，因为常规的钢不包括Mo、Ni、V、Nb以及Ti，尽管它们通过了关于可塑性和夹杂物的规定，但不满足本公开的关于抗拉强度、屈服强度、硬度、疲劳强度和疲劳寿命的规定的要求。
对比实例1至12不满足在本公开中规定的合金成分含量。对比实例1至12表现出了与常规钢相比，部分增强的抗拉强度、屈服强度、硬度、疲劳强度、可塑性以及疲劳寿命，但是不满足本公开的规定的要求。
具体的，因为对比实例1包括很少量的Mo，所以不能充分保证屈服强度。因此，与常规钢相比，抗拉强度和屈服强度轻微地增加，而硬度、疲劳强度、可塑性以及疲劳寿命降低。
在对比实例2、3、6、9和10中的每一个中，Mo、Ni、V以及Ti的含量不满足规定的要求，所以不能通过关于夹杂物的规定。已证实的是，在钢生产过程中，夹杂物变得粗糙或锭钢的不均匀影响夹杂物的形成，因此不能通过关于夹杂物的规定。
另外，可证实的是，在对比实例9中，Ti的含量少于规定的要求，促进了其他夹杂物(诸如Al2O3)的生成并且使得疲劳耐久性降低，由此与常规钢相比，疲劳强度和疲劳寿命相似或甚至降低。
在另一方面，实例1至3全部满足本公开的规定的要求，显示了约2300MPa或更大的抗拉强度，约2800MPa或更大的屈服强度，以及约710HV或更大的硬度。另外，显示了约1100MPa或更大的疲劳强度，并且通过了可塑性以及关于夹杂物的规定。进一步的，显示了400000次或更多的疲劳寿命。
同时，图3示出了表示根据本公开的具体实施方式的超高强度弹簧钢的温度用于相位变换的计算结果的曲线图，并且图4示出表示根据本公开的具体实施方式的超高强度弹簧钢的渗碳体组织中的温度用于相位变换的计算结果的曲线图。
图3示出了表示根据一实例的温度用于相位变换的计算结果的曲线图，该实例具有诸如Fe-1.4Si-0.7Mn-0.7Cr-0.55C-0.3Ni-0.1Mo-0.1V的合金成分。图3示出了当满足根据本公开的合金成分时生成的多种类型的碳化物(除了FCC-A1(奥氏体)、BCC-A2(铁素体)、渗碳体等之外，例如CrC和VC)，并且因此可以预期强度增加并且疲劳寿命提高。
此外，图4示出了表示根据弹簧钢的渗碳体组织中的温度用于相位变换的计算结果的曲线图，该弹簧钢具有诸如Fe-1.4Si-0.7Mn-0.7Cr-0.55C-0.3Ni-0.1Mo-0.1V的合金成分。图4示出了可预期七个至八个元素(septenary to octanary elements)在渗碳体中产生的复合性能，并且因此可以预期微小的碳化物均匀地分布。
根据以上描述显而易见的是，通过根据本公开的具体实施方式使主要合金成分的含量最优化，本公开提供了超高强度弹簧钢，该超高强度弹簧钢通过夹杂物的提纯而具有约2300MPa或更大的高抗拉强度，并且具有1100MPa或更大的优良的疲劳强度。
尽管为了说明的目的已描述了本公开的具体示例性实施方式，显然本领域技术人员将意识到，在不背离如在所附权利要求中限定的本发明的范围和精神下，各种修改、添加和替代是可能的。

Claims (7)

1.一种超高强度弹簧钢，用于在车辆发动机中作为气门弹簧钢使用，所述超高强度弹簧钢基于按重量计的100％的所述超高强度弹簧钢包括：
按重量计的0.5％至0.7％的C，按重量计的1.2％至1.5％的Si，按重量计的0.6％至1.2％的Mn，按重量计的0.6％至1.2％的Cr，按重量计的0.1％至0.5％的Mo，按重量计的0.05％至0.8％的Ni，按重量计的0.05％至0.5％的V，按重量计的0.05％至0.5％的Nb，按重量计的0.05％至0.3％的Ti，按重量计的0.3％或更少但不是0％的Cu，按重量计的0.0001％至0.3％的Al，按重量计的0.03％或更少但不是0％的N，按重量计的0.0001％至0.003％的O，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的超高强度弹簧钢，其中，所述超高强度弹簧钢具有2300MPa或更大的抗拉强度。
3.根据权利要求1所述的超高强度弹簧钢，其中，所述超高强度弹簧钢具有1100MPa或更大的疲劳强度。
4.根据权利要求1所述的超高强度弹簧钢，其中，所述超高强度弹簧钢具有2800MPa或更大的屈服强度。
5.根据权利要求1所述的超高强度弹簧钢，其中，所述超高强度弹簧钢具有710HV或更大的硬度。
6.根据权利要求1所述的超高强度弹簧钢，其中，在所述超高强度弹簧钢中存在的夹杂物的尺寸为15μm或更小。
7.根据权利要求1所述的超高强度弹簧钢，其中，在夹杂物中，具有10μm至15μm的尺寸的夹杂物的份额为10％或更少，并且具有小于10μm的尺寸的夹杂物的份额为90％或更多。
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